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CN103108975A - 满足冷轧工业需求的锻造辊及其生产方法 - Google Patents

满足冷轧工业需求的锻造辊及其生产方法 Download PDF

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CN103108975A CN2011800001367A CN201180000136A CN103108975A CN 103108975 A CN103108975 A CN 103108975A CN 2011800001367 A CN2011800001367 A CN 2011800001367A CN 201180000136 A CN201180000136 A CN 201180000136A CN 103108975 A CN103108975 A CN 103108975A
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Abstract

本发明总体涉及锻造辊的领域以及锻造辊的生产。更具体地，本发明涉及用于冷轧工业的锻造辊。本发明涉及用于冷轧工业的锻造辊和生产这种辊的方法。所述锻造辊包括一种钢成分和显微组织，其包括：奥氏体残留比小于(＜)5％体积百分比的回火马氏体；和共晶碳化物小于(＜)5％体积百分比的开放共晶碳化物网；并且其中所述辊呈现出：780～840HV的硬度；和绝对值为-300到-500MPa的内部压缩应力。

Description

满足冷轧工业需求的锻造辊及其生产方法
技术领域
本发明总体涉及锻造辊的领域以及锻造辊的生产。更具体地，本发明涉及满足冷轧工业的需求并主要用于冷轧工业的锻造辊。
背景技术
总体背景
铁和非铁金属工业的冷轧发展的总体趋势是轧制更快、更薄和更宽。当前的挑战是在实现完美控制与高生产率兼容的平整度、厚度和表面外观的同时完成上述趋势。因此，该趋势要求使用控制关键轧制参数的先进轧制技术。
例如粗糙度保持力和表面外观等一些关键参数能够通过镀铬工作辊得到保证。该措施是有效和高效的，但是由于环境限制而正变得越来越有问题，并且在不久的将来会变得不可接受。
目前，表面镀铬的锻造的工作辊(2～6％Cr)通常用于冷轧工艺。对这种辊进行镀铬是为了就表面结构保持力而言改善耐磨性，其进而将确保例如车体在涂漆后的一致和较高的光泽。作为镀铬的硬电解沉积技术最初是为了回火/表皮光轧(skin pass)轧机应用而开发的。在这些应用中，镀铬工作辊呈现出比无涂层辊长2～8倍的寿命，主要是由于更好的粗糙度保持力。该技术的实施逐渐延伸至减薄轧机(reduction mill)。
此外，还存在由高速钢(HSS)制成的意图在无涂层状态下使用的锻造辊，但是需要残余内应力低的辊，并且还需要生产这种辊的工业工艺，其意图在无涂层的状态下给予至少相当于有涂层辊的粗糙度保持力的同时用于轧机。
具体背景
生产来在冷轧工业内使用的辊必须在使用期间管理处理条件或具体操作应力，以便不产生裂纹或变得易于爆炸。辊的爆炸会涉及操作人员的安全和轧机中附带损害。因此，需要残余内应力低的辊。
现有技术
公开了朝无涂层高速钢辊发展以用于冷轧目的的现有技术的示例：
C.Gaspard，C.Vergne，D.Batazzi，T.Nylen，P.H.Bolt，S.Mul，K.M.Reuver：″Implementation of in-service key parameters of HSS work roll gradededicated to advanced cold rolling″，IST Conference May 3-6，2010，Pittsburgh，Pa，USA
C.Gaspard，S.Bataille，D.Batazzi，P.Thonus：″Improvement For AdvancedCold Rolling Reduction Mills By Using Semi-HSS and HSS Rolls″，7thInternational Conference on Steel Rolling(ISIJ)，Makuhari，Chiba，Japan，1998
P.H.Bolt，D.Batazzi，N.P.Belfiore，C.Gaspard，L.Goiset，M.Laugier，O.Lemaire，D.Matthews，T.Nylén，K.Reuver，D.Stocchi，F.Stork，J.Tensen，M.Tornicelli，R.Valle，E.van den Elzen，C.Vergne，I.M.Williams：″DamageResistance and Roughness Retention of work Rolls in cold Rolling Mills″，5thEuropean Rolling Conference，23-25 June 2009，London，UK
现有技术的另一些示例出现在以下专利出版物中：JP09003603、JP53077821、JP57047849、JP2002285284、JP2002285285、JP10317102、JP1208437、EP0395477和JP08158018，它们描述了用于增强磨损和掉皮阻力的冷轧用工作辊。
然而，这些现有技术没有公开实现并能使这种高速钢辊在冷轧机中的条件下进行操作所必需的参数和性质。
发明内容
本发明的目的
总体目的
本发明的总体目的是提供一种能在冷轧机中的条件下优选以无涂层形式进行操作的辊及其生产工艺。更具体目的是提供一种辊及其生产工艺，同时保持至少与现有技术有涂层辊相当的例如低摩擦系数、高粗糙度保持力、无铁粉粉尘污染等摩擦学性质，并且与已知辊相比，就操作中的较高抗裂性和较高安全性而言呈现出改善的轧机性能。
部分问题
本发明进一步寻求解决以下部分问题：
-改善辊面，给予辊较高的性能
-避免辊掉皮事故
-避免不环保的辊生产工艺
-改善辊的轧制距离或寿命，允许每次轧机作业更长的运转。
发明概述
以上列举的问题、部分问题和方面的解决方案是根据本发明的一种辊，其具有改善的加热裂纹抗力和低的裂纹传播力，以在保持较高耐磨性的同时减小对轧机事故的敏感性。
本发明提供一种用于冷轧工业的锻造辊以及生产这种辊的方法。这种辊优选无涂层，但是也可以有涂层。
本发明的第一方面涉及一种锻造辊，其包括一种钢成分，该钢成分就重量百分比而言包括：
0.8至小于(＜)1％的C，
0.2～0.5％的Mn，
0.2～2.0％的Si，
7.0～13.0％的Cr，
0.6～1.6％的Mo，
大于(＞)1.0～3.0％的V，
钢的剩余部分主要是Fe和可能微量的和/或可能不可避免的杂质；
其中所述辊的显微组织包括：
-奥氏体残留比小于(＜)5％体积百分比的回火马氏体；和
-共晶碳化物小于(＜)5％体积百分比的开放共晶碳化物网；
并且其中所述辊呈现出：
-780～840HV的硬度；和
--300到-500MPa的内部压缩应力。
在本发明的另一些实施例中，本发明的辊包括界定出晶团状模样的共晶团的开放共晶碳化物网。
辊的其它变型包括以下可选、独立或可组合的方面的任一项：
一种辊，其中所述辊的开放共晶碳化物网包括枝晶臂(dendritic arm)。
一种辊，其中所述辊的开放共晶碳化物网形成为大致分离的多个共晶碳化物网部分。
一种辊，其中所述辊的显微组织至少存在于辊的工作层中。
一种辊，具有就重量百分比而言组分如下的钢成分：
0.8至小于(＜)1％的C，
0.2～0.5％的Mn，
0.2～2.0％的Si，
7.0～13.0％的Cr，
0.6～1.6％的Mo，
大于(＞)1.0～3.0％的V，
小于(＜)0.015％的P，和
小于(＜)0.015％的S，和
小于(＜)1％的Ni
小于(＜)30ppm的O2，和
小于(＜)100ppm的N2，和
小于(＜)3ppm的H2
小于(＜)2％的W，和
小于(＜)1％的Nb，和
小于(＜)1％的Ti，和
小于(＜)0.5％的Ta，和
小于(＜)0.5％的Zr，
钢的剩余部分主要是Fe和可能微量的和/或可能不可避免的杂质；
根据本发明的辊，其中钢成分中的C含量就重量百分比而言占整个辊重的0.8～0.99％。
根据本发明的辊，其中钢成分中的C含量就重量百分比而言占整个辊重的0.85～0.9％。
根据本发明的辊，其中钢成分中的Mn含量就重量百分比而言占整个辊重的0.4～0.5％。
根据本发明的辊，其中钢成分中的Si含量就重量百分比而言占整个辊重的0.2～1.5％。
根据本发明的辊，其中钢成分中的Si含量就重量百分比而言占整个辊重的0.85～1.15％。
根据本发明的辊，其中钢成分中的Cr含量就重量百分比而言占整个辊重的7.0～11％。
根据本发明的辊，其中钢成分中的Cr含量就重量百分比而言占整个辊重的7.3～小于(＜)8.0％。
根据本发明的辊，其中钢成分中的Mo含量就重量百分比而言占整个辊重的1.45～1.55％。
根据本发明的辊，其中钢成分中的Ni含量就重量百分比而言占整个辊重的小于(＜)0.3。
根据本发明的辊，其中钢成分中的V含量就重量百分比而言占整个辊重的1.3～2.1％。
根据本发明的辊，其中钢成分中的V含量就重量百分比而言占整个辊重的1.3～1.6％。
根据本发明的辊，其中钢成分就重量百分比而言组分如下：
0.8～0.99％的C，和
0.4～0.5％的Mn，和
0.2～1.5％的Si，和
7.0～11％的Cr，和
0.6～1.6％的Mo，和
小于(＜)1.0的Ni，和
1.0～2.1％的V，和
小于(＜)0.015％的P，和
小于(＜)0.015％的S，和
小于(＜)30ppm的O2，和
小于(＜)100ppm的N2，和
小于(＜)3ppm的H2，和
辊的剩余部分主要是Fe和可能微量的和/或可能不可避免的杂质。
根据本发明的辊，其中钢成分就重量百分比而言组分如下：
0.85～0.9％的C，和
0.4～0.5％的Mn，和
0.85～1.15％的Si，和
7.3～小于(＜)8.0％的Cr，和
1.45～1.55％的Mo，和
小于(＜)0.3的Ni，和
1.3～1.6％的V，和
小于(＜)0.015％的P，和
小于(＜)0.015％的S，和
小于(＜)30ppm的O2，和
小于(＜)100ppm的N2，和
小于(＜)3ppm的H2，和
辊的剩余部分主要是Fe和可能微量的和/或可能不可避免的杂质。
本发明的辊进一步构造成用作冷轧中的工作辊。
本发明的辊进一步具有大于400kg的重量。
本发明的辊进一步具有215～800mm范围的直径。
本发明的另一方面提供通过包括以下步骤的工艺生成的锻造辊：
a.提供一种钢成分，其就重量百分比而言包括：
0.8至小于(＜)1％的C，
0.2～0.5％的Mn，
0.2～2.0％的Si，
7.0～13.0％的Cr，
0.6～1.6％的Mo，
大于(＞)1.0～3.0％的V，
钢的剩余部分主要是Fe和可能微量的和/或可能不可避免的杂质；在另一些实施例中，本发明的成分如上述成分或成分组合的任一项所述；
b.制造铸锭，在凝固区间中在铸锭的表面层(相当于辊的表面层)中维持高于15℃/min的凝固速率；
c.将该铸锭锻造成辊；
d.通过感应加热使辊硬化；
e.对辊进行回火；
从而获得所述辊的显微组织，其包括：
-奥氏体残留比小于(＜)5％体积百分比的回火马氏体；和
-共晶碳化物小于(＜)5％体积百分比的开放共晶碳化物网；
并且其中所述辊(1)呈现出：
-780～840HV的硬度；和
--300到-500MPa的内部压缩应力。
辊的其它变型包括关于上述辊的化学成分或显微组织的以下可选、独立或可组合的方面的任一项，并且还包括下述可选、独立或可组合方面的任一项的特征。
本发明的另一方面提供一种用于制造本发明的非锻造辊的工艺，该工艺包括以下步骤：
a.提供一种钢成分，其就重量百分比而言包括：
0.8至小于(＜)1％的C，
0.2～0.5％的Mn，
0.2～2.0％的Si，
7.0～13.0％的Cr，
0.6～1.6％的Mo，
大于(＞)1.0～3.0％的V，
钢的剩余部分主要是Fe和可能微量的和/或可能不可避免的杂质；在另一些实施例中，本发明的成分如上述成分组合的任一项所述；
b.制造铸锭，在凝固区间中在铸锭的工作层(相当于辊的工作层)中维持高于15℃/min的凝固速率；
c.将该铸锭锻造成辊；
d.通过感应加热使辊硬化；
e.以450～530℃的温度对所述辊进行回火以达到780～840HV的硬度；
从而获得所述辊(1)的显微组织，其包括：
-奥氏体残留比小于(＜)5％体积百分比的回火马氏体；和
-共晶碳化物小于(＜)5％体积百分比的开放共晶碳化物网；
并且其中所述辊(1)呈现出：
-780～840HV的硬度；和
--300到-500MPa的内部压缩应力。
辊的其它变型包括下述可选、独立或可组合的方面的任一项。
根据本发明的工艺，其中，将工作层以及芯部的凝固速率维持在15℃/min～55℃/min、或17℃/min～50℃/min、或35℃/min～55℃/min、或45℃/min～55℃/min，来制造铸锭。
根据本发明的工艺，其中，在凝固区间在铸锭的工作层或表面中维持高于35℃/min的凝固速率，来制造铸锭。
根据本发明的工艺，其中，对于所述铸锭，所述凝固区间为1400～1200℃。
根据本发明的工艺，其中，根据凝固速率的预定函数(function)来控制安培电流源(ampere current supply)，从而在电渣精炼炉技术工艺中维持预选出的凝固速率，来制造铸锭。
一种工艺，其中将铸锭锻造成辊的步骤包括以下步骤：
a.将铸锭加热至约850～1100℃或800～1000℃，优选持续约6小时；
b.在高于约800℃或高于850℃的温度锻造所述铸锭；
c.重复步骤a～b，直到所述铸锭形成为具有期望形状和尺寸的辊。
一种工艺在锻造步骤后还包括对辊坯施加的初步热处理的步骤，优选至约700～1100℃或800～900℃的温度，可包括氢扩散处理。
一种工艺还包括通过渐进感应加热进行表面硬化的步骤，优选在约900～1150℃的温度。
一种工艺，其中对辊进行回火的步骤包括以下步骤：
d.加热所述辊至约450～530℃或450～520℃，优选3次，
e.在各加热步骤之间对所述辊进行空气冷却。
一种工艺，还包括对所述辊进行机械加工，以加工(texturing)包含共晶碳化物的白层。
本发明的工艺的其它变型包括关于上述辊的化学成分或显微组织的以下可选、独立或可组合的方面的任一项，并且还包括下述可选、独立或可组合方面的任一项的特征。
本发明的另一方面提供一种辊的生产过程中的中间产品铸锭，该铸锭包括一种钢成分，该钢成分就重量百分比而言包括：
0.8至小于(＜)1％的C，
0.2～0.5％的Mn，
0.2～2.0％的Si，
7.0～13.0％的Cr，
0.6～1.6％的Mo，
大于(＞)1.0～3.0％的V，
钢的剩余部分主要是Fe和可能微量的和/或可能不可避免的杂质；
并且其中从所述铸锭做出的最终辊的显微组织包括：
-奥氏体残留比小于(＜)5％体积百分比的回火马氏体；和
-共晶碳化物小于(＜)5％体积百分比的开放共晶碳化物网。
本发明的中间铸锭的其它变型包括关于上述铸锭的化学成分的以下可选、独立或可组合的方面的任一项，并且还包括下述可选、独立或可组合方面的任一项的特征。
本发明的另一方面提供一种本发明的锻造辊的用途，用于冷轧需求高轧制载荷的材料。
本发明的另一些实施例提供一种锻造辊的用途，用于例如AHSS钢号等高强度材料的冷轧。
根据本发明的锻造辊的用途，用于以下选项：
-用于镀锡板、片材、硅钢、不锈钢、铝和铜的可逆和不可逆机架、粗轧和精轧机架的冷轧减薄轧机；或
-冷轧回火和/或表皮光轧轧机；或
-构造为具有加工过或未加工过表面的二辊、四辊和六辊机架的轧机。
根据本发明的锻造辊的用作工作辊。
本发明的辊适在许多应用中用作无涂层辊。然而，在本发明的另一些方面和实施例中，辊也可设置有涂层，选择来用于任意当前或特定的应用。涂层可以是例如铬涂层。辊也可用于温轧应用。
附图说明
下面将通过例示一些实施例来进一步描述本发明，其中：
图1是本发明的辊的示意图。
图2是本发明的辊生产工艺的示意图。
图3是本发明的铸锭的示意图。
图4示出了本发明的铸锭的制造工艺。
图5A～5B示出了使用本发明的生产工艺制成的辊牌号的铸造显微组织。该辊牌号是以其工作层的截面图示出的。
图6A～6B示出了使用本发明的生产工艺制成的辊牌号的铸造显微组织。该辊牌号是以其工作层的截面图示出的。
图7A～7C示出了使用本发明的生产工艺但是不同之处是使用过低凝固速率制成的辊牌号的铸造显微组织。该辊牌号是以其工作层的截面图示出的。
图8示出了本发明的辊生产工艺的凝固速率的第一组示例。
图9示出了本发明的辊生产工艺的凝固速率的第二组示例。
图10A～10B示出了使用本发明的生产工艺时在实验室条件下制成的铸锭的铸造显微组织。
图11A～11B示出了使用本发明的生产工艺但使用的Mo含量过高时在实验室条件下制成的铸锭的铸造显微组织。
图12是根据本发明进行锻造的示意图。
图13A～13C是通过锻造将铸锭形成为本发明的辊的步骤的示意图。
图14是以不同频率对本发明的辊进行渐进感应硬化的示意图。
图15A～15B示出了标准牌号的辊在表面加工(电火花表面加工)后的表面的显微组织。
图15C～15D示出了本发明的辊在表面加工(电火花表面加工)后的表面的显微组织。
图16A～16D示出了以低铬含量和高钼含量制造辊时生成的辊的有害缺陷。
图17A示出了具有开放共晶网的本发明的显微组织的一个实例。
图17B示出了具有封闭共晶网的显微组织的示例，其中共晶碳化物200形成共晶团212明显分离的封闭共晶网。
图18示出了本发明的辊的表面在电火花表面加工后的显微组织的示例。
图19A～19B示出了辊面上4mm深的地方在辊的回火和感应硬化后的辊显微组织。
具体实施方式
介绍
本发明总体涉及重量优选大于400kg、或如用于常见应用的实施例中那样重量大于1000kg的锻造辊1。本发明的辊是根据一般步骤本身是已知的但根据本创新概念具体适应成能够生产本发明的辊的锻造辊生产方法生成的。
本发明主要涉及重量为400kg～10000kg的辊。本发明的辊的直径2一般大于200mm，例如为215～800mm，而其筒体8的长度一般为1～3米，且包括颈部10在内的最大长度一般为约6米。辊1具有工作层4，其对应于外层的一部分，一般直径为20mm～120mm，取决于具体辊的应用和/或取决于整个辊直径2。通常，辊的直径2的外侧1/6部分6称为辊1的工作层4，见图1。在本文中，铸锭34的直径2的外侧1/6部分6也称为铸锭34的工作层4。
制造大锻造辊时存在特殊的问题和挑战，因为形成这些大件辊时涉及到的内应力。直径较小的辊不需相同的处理，因为此时的内应力较低，并且这些辊在硬化期间例如不易爆炸。
本发明的辊生产工艺12对制造本发明的尺寸的辊1至关重要。由辊生产工艺12得到本发明的辊的例如低残余内应力等改善的机械性能。为了使所得辊的残余内应力的水平低，必须在通过铸造、锻造、热处理和机械加工的生产工艺的所有阶段使热梯度和同素异形转变引起的内应力最小化。本发明的辊1的显微组织因本发明的化学成分和辊的生产工艺而包括奥氏体残留比低于5％体积百分比的回火马氏体。
本发明的辊生产工艺包括以下在图2的流程图中示意性地示出的基本步骤的选集(selection)：
14.提供一种钢成分
16.制造铸锭34
18.将所述铸锭34锻造成辊1
20.对所述辊1进行初步热处理
22.粗加工所述辊1
24.感应硬化所述辊1
26.对所述辊1进行回火热处理
28.加工所述辊1
在各步骤后获得中间产品。选择具体控制参数以及辊的化学成分来生产本发明的辊。
辊生产工艺
本发明涉及通过包括以下步骤的工艺生成的锻造辊1：
a.提供一种钢成分，其就重量百分比而言包括：
0.8至小于(＜)1％的C，
0.2～0.5％的Mn，
0.2～2.0％的Si，
7.0～13.0％的Cr，
0.6～1.6％的Mo，
大于(＞)1.0～3.0％的V，
钢的剩余部分主要是Fe和可能微量的和/或可能不可避免的杂质；
b.制造铸锭，在凝固区间(interval)在铸锭的工作层中维持高于15℃/min的凝固速率；
c.将该铸锭锻造成辊；
d.通过感应加热使辊硬化；
e.对辊进行回火；
从而获得辊1的显微组织，其包括：
-奥氏体残留比小于(＜)5％体积百分比的回火马氏体；和
-共晶碳化物小于(＜)5％体积百分比的开放共晶碳化物网；
并且其中辊1呈现出：
-大于780HV的硬度；和
-绝对值小于-500MPa的内部压缩应力。
其中所提供的与本发明所述工艺步骤组合使用的本发明的化学成分在本发明的辊的显微组织中给予本发明的辊以期望的性能。
本发明的锻造辊的制造工艺包括以下步骤：
步骤14：提供一种钢成分。
在本发明的一个实施例中，所述钢成分包括如表1中列举的以重量百分比表示的以下组分所组成或构成的合金。表1中，说明了组分的影响、通过选出的组分获得的本发明的辊的效果、和具体区间。
表1
Figure BDA0000053628930000121
Figure BDA0000053628930000131
Figure BDA0000053628930000141
并且可选地还包括含量各自低于0.4％(重量)的H2、N2、O2、Al、Cu；并且其中钢成分的剩余部分除微量元素和可能不可避免的杂质外主要为Fe。
在本发明一实施例中，钢成分就重量百分比而言包括：
0.8至小于(＜)1％的C，
0.2～0.5％的Mn，
0.2～2.0％的Si，
7.0～13.0％的Cr，
0.6～1.6％的Mo，
大于(＞)1.0～3.0％的V，
其中钢的剩余部分除微量元素和可能不可避免的杂质外主要为Fe。
在本发明的不同实施例和变型例中，成分包括或构成物为根据以下示例的组分(重量％)的组合或选集。在一些情况下，前述实施例与以下组分量变型例组合、被以下组分量变型例代替或变窄。
一种辊，具有就重量百分比而言组分如下的钢成分：
0.8至小于(＜)1％的C，
0.2～0.5％的Mn，
0.2～2.0％的Si，
7.0～13.0％的Cr，
0.6～1.6％的Mo，
大于(＞)1.0～3.0％的V，
小于(＜)0.015％的P，和
小于(＜)0.015％的S，和
小于(＜)1％的Ni
小于(＜)30ppm的O2，和
小于(＜)100ppm的N2，和
小于(＜)3ppm的H2
小于(＜)2％的W，和
小于(＜)1％的Nb，和
小于(＜)1％的Ti，和
小于(＜)0.5％的Ta，和
小于(＜)0.5％的Zr，
钢的剩余部分主要是Fe和可能微量的和/或可能不可避免的杂质。
根据本发明的辊，其中钢成分中的C含量就重量百分比而言占整个辊重的0.8～0.99％。
根据本发明的辊，其中钢成分中的C含量就重量百分比而言占整个辊重的0.85～0.9％。
根据本发明的辊，其中钢成分中的Mn含量就重量百分比而言占整个辊重的0.4～0.5％。
根据本发明的辊，其中钢成分中的Si含量就重量百分比而言占整个辊重的0.2～1.5％。
根据本发明的辊，其中钢成分中的Si含量就重量百分比而言占整个辊重的0.85～1.15％。
根据本发明的辊，其中钢成分中的Cr含量就重量百分比而言占整个辊重的7.0～11％。
根据本发明的辊，其中钢成分中的Cr含量就重量百分比而言占整个辊重的7.3～小于(＜)8.0％。
根据本发明的辊，其中钢成分中的Mo含量就重量百分比而言占整个辊重的1.45～1.55％。
根据本发明的辊，其中钢成分中的Ni含量就重量百分比而言占整个辊重的小于(＜)0.3。
根据本发明的辊，其中钢成分中的V含量就重量百分比而言占整个辊重的1.3～2.1％。
根据本发明的辊，其中钢成分中的V含量就重量百分比而言占整个辊重的1.3～1.6％。
根据本发明的辊，其中钢成分就重量百分比而言组分如下：
0.8～0.99％的C，和
0.4～0.5％的Mn，和
0.2～1.5％的Si，和
7.0～11％的Cr，和
0.6～1.6％的Mo，和
小于(＜)1.0的Ni，和
1.0～2.1％的V，和
小于(＜)0.015％的P，和
小于(＜)0.015％的S，和
小于(＜)30ppm的O2，和
小于(＜)100ppm的N2，和
小于(＜)3ppm的H2，和
辊的剩余部分主要是Fe和可能微量的和/或可能不可避免的杂质。
根据本发明的辊，其中钢成分就重量百分比而言组分如下：
0.85～0.9％的C，和
0.4～0.5％的Mn，和
0.85～1.15％的Si，和
7.3～小于(＜)8.0％的Cr，和
1.45～1.55％的Mo，和
小于(＜)0.3的Ni，和
1.3～1.6％的V，和
小于(＜)0.015％的P，和
小于(＜)0.015％的S，和
小于(＜)30ppm的O2，和
小于(＜)100ppm的N2，和
小于(＜)3ppm的H2，和
辊的剩余部分主要是Fe和可能微量的和/或可能不可避免的杂质。
步骤16：圆柱形铸锭34的制造步骤16
在本发明的典型应用中，一种中间产品即根据本发明的方法生成的铸锭34优选具有450～1100mm的直径32、高达6米的长度30、和400～30000kg的重量，见图3。本发明的铸锭34的制造方法涉及在铸锭34的制造期间使用能实现快速冷却的技术。例如，铸锭34可通过不同的铸锭形成技术生成。适当的制造技术是能够受控以获得并维持特定最小凝固速率的技术。
根据本发明的实施例，在形成铸锭期间，将平均凝固速率控制为在表面高于15℃/min，并且在芯部优选也高于10℃/min。优选地，在例如可为1400℃～1200℃的凝固区间控制冷却铸锭材料的同时，维持该凝固速率。在本发明的另一些实施例中，在该凝固区间，在工作层中将平均凝固速率控制为高于35℃/min。
从实际观点来说，在实施本发明时一般难以获得非常高的凝固速率。本发明的再一些实施例包括在工作层以及芯部中将平均凝固速率控制为15℃/min～55℃/min、或者35℃/min～55℃/min、或者45℃/min～55℃/min。
在本发明中用于控制与本发明的凝固参数有关的工艺的技术是例如不同类型的电渣精炼炉(ESR)，例如移动模子ESR熔炼或ESR包覆或喷射成形技术等。
使用本发明上述任一实施例中所述的凝固速率和化学成分制成的铸锭具有以下特性：
-非常细的枝晶宏观组织
-均匀的化学性质
-在中间层中没有深色脉纹(veining)和宏观偏析
-没有次要偏析
此外，使用本发明的工艺制成的铸锭对轧制产品具有以下优点：
-消除了“橘皮”效果(它由枝晶间区域的磨损差异形成的枝晶图案的外观构成)
-没有针孔问题
-非常明亮的表面光洁度(finish)
-通过表面加工获得的表面结构的均匀性
-不存在与组织不均一有关的痕迹
在本发明的一个实施例中，电渣精炼炉(ESR)用于制造本发明的铸锭34，示意图请见图4。
电渣精炼炉(ESR)能够以约300～1100kg/h进行熔炼，并包括电极夹36、刺入部38、电极40、冷却套管出口42、取得冷却水的冷却套管入口50。在ESR中，铸锭通过熔炼电极40而形成，因此在铸锭材料48中形成不同的层，例如位于电极附近的熔渣池44、和熔融金属池46。
ESR还包括受水冷54的起动板52，见图4。ESR技术可能需要重熔通过常规熔炼工艺获得的起始铸锭(电极40)，以形成本发明的铸锭48。仔细控制使用ESR进行的重熔，以获得根据本发明实施例的平均凝固速率，例如在铸锭形成期间在工作层以及芯部中高于15℃/min的平均凝固速率。
因此，电极40在ESR工艺中被一电流例如高安培电流加热，以重熔电极的钢，从而形成本发明的铸锭。仔细控制电极40的高安培电流，以控制重熔速度，这也影响冷却速度，从而影响凝固速率。凝固速率取决于根据预定函数(function)供给至电极的安培电流。基本上，安培电流越高，供给来重熔电极40的功率就越高(见欧姆定律)。供给的功率越高，则熔渣温度越高，而凝固速率越低。
通过维持正确的重熔速率和熔渣温度，能够在工作层和芯部中以本发明的凝固速率获得定向凝固，同时在一定区间中冷却铸锭。例如，在一实施例中，在铸锭的工作层和芯部中凝固速率平均都高于15℃/min，同时在1400℃～1200℃的凝固区间中冷却铸锭。
根据本发明，作为本创新概念的工艺与钢成分组合的结果，铸锭中的共晶碳化物含量被保持为低于5％体积百分比。这使所得辊得到良好的可磨性。辊的可磨性是重要的，因为在最终辊的使用期间，研磨是获得对于冷轧工艺的辊的充分粗糙度的重要步骤。已知的是共晶碳化物的浓度高于5％会给予这种辊不令人满意的可磨性。
此外，低共晶碳化物含量的另一效果是辊在轧机(mill)中的操作期间形成粉尘的趋势低。对比之下，在碳化物浓度高的辊中可能发生形成粉尘，这对轧制产品以及轧机中的工作环境是不利的。
当从包含高水平的Cr(例如7～13％)的成分制造铸锭时，控制凝固速率尤其重要。凝固速率过慢时获得的高偏析使高铬铸锭产生缺陷。
制造铸锭时凝固区间中高于15℃/min的凝固速率给予低偏析率，从而得到低于5％体积百分比的共晶碳化物含量。
通过参考以下示例将更容易理解本发明。然而，这些示例旨在说明本发明的铸锭形成步骤的实施例的变型，不应解释为是用于限制本发明的范围。
比较例
示例1说明本发明的方法对本发明的辊1的显微组织的影响。示例2是比较例。这些示例是在生产实物大小的辊样品(prototype)期间进行的。实验表明铸造后铸锭中的共晶碳化物的分布和网络形状根据使用的凝固速率发生重要变化，见下方的示例1、2和表2。在铸锭中看到的网络形状和共晶碳化物的分布在根据本发明的锻造和回火后的最终辊中得以保留。
示例1
该示例示出了在形成本发明的铸锭34的期间使用高于15℃/min的凝固速率时对本发明的辊的显微组织的影响。
图5A～5B示出了使用从1400℃冷却至1200℃的同时平均凝固速率为50℃/min(在铸锭的90mm深处)的工艺制成的本发明的铸锭1的显微组织的示例。本发明的示例铸锭1中的共晶团小(940、942)，图5B示出了具有开放共晶网的片段网络。对于凝固期间在铸锭不同部分的不同凝固区间，参见图8，示出了芯部82、中间半径84、90mm处86、50mm处88、30mm处90和表面92的温度速率。图5B是图5A的放大图。另见表2。
图6A～6B示出了使用从1400℃冷却至1200℃的同时平均凝固速率为18℃/min(在铸锭的90mm深处)的工艺制成的本发明的铸锭2的显微组织的示例。图6A和6B示出了本发明的示例铸锭2中的共晶团，它们小，见例如截面距离1024。对于凝固期间在铸锭不同部分的不同凝固区间80，参见图9，示出了芯部100、中间半径102、90mm处104、50mm处106、30mm处108和表面110的温度速率。图6B是图6A的放大图。另见表2。
结论
本发明的方法确保在铸锭的中间半径不存在偏析。在中间半径(或圆柱形辊的直径的内侧部分的5/6)不存在偏析保证了辊在硬化工艺期间的完整性。因此，工作层中高于15℃/min的凝固速率生成更细的显微组织，其如上所说明的，就研磨和粉尘污染而言更好，见图5A～5B和图6A～6B。
示例2
该示例示出了在测试1铸锭形成期间使用低于15℃/min的凝固速率的效果。
图7A～7C示出了在从1400℃到1200℃的凝固区间冷却铸锭的同时以凝固速率低于15(实际上甚至低于10)℃/min的工艺制成的测试1铸锭的显微组织的示例。图7A～7C所示用于比较的测试1铸锭的晶团700尺寸较大，见例如截面708，其具有大于例如本发明的示例1中的铸锭1的最大截面的截面长度708。测试1铸锭还呈现出缩松704。在图7A～7C中还可看到粗聚合共晶网702。另见表2。图7B～7C是图7A的放大图。
结论：
在凝固区间内低于15℃/min的凝固速率造成在测试1铸锭组织的中间半径处碳化物和粗碳化物网702的高偏析以及缩松704，见图7A～7C。粗碳化物网和碳化物的高偏析使根据测试1的铸锭制成的白坯辊(white blank roll)或最终辊变脆，因此在感应硬化(白坯辊)或冷轧加工(最终辊)期间易于爆炸。
示例2还示出了低于15℃/min的凝固速率还使共晶团组织的尺寸比通过根据本发明的高于15℃/min的凝固速率制成铸锭时的粗大。
制造铸锭时凝固区间中高于15℃/min的凝固速率给予低偏析率，从而得到低于5％体积百分比的共晶碳化物含量。
表2
Figure BDA0000053628930000211
表2示出了在铸锭的90mm深处从1400℃到1200℃冷却铸锭的同时以不同平均凝固速率(*)测试铸锭的实验数据。
比较例
示例3用于说明例如本发明的方法和铸锭的化学成分对铸锭的显微组织从而对本发明的辊的影响。示例4是比较例。示例3和4示出了在实验室中以受控凝固装置和受控冷却速度进行实验生成的铸锭的显微组织。
铸锭中共晶碳化物网的形状受使用的化学成分的影响，另见表3。
示例3
该示例示出了根据本发明的方法在实验室中以受控凝固装置和凝固区间中高于15℃/min的受控冷却速度进行实验所生成的铸锭1的显微组织。当根据本发明使用了包含1.4％Mo的化学成分时，在铸锭组织中获得开放共晶碳化物系统750，见图10A～10B。另见表3。在根据本发明的辊1中观察到的该开放共晶碳化物系统750表征为枝晶图案，并且共晶碳化物组织752未形成封闭的共晶碳化物网(比如比较例4、测试2中那样的)，而是在网络中形成枝晶臂，见图10A～10B，其示出了根据本发明的工艺生成的含有1.4％Mo的铸锭的显微组织照片。本发明的该开放共晶碳化物系统使辊比使用含量高于1.6％的Mo制成的辊容易研磨。
示例4
测试2铸锭是使用本发明的工艺制成的，其成分中主要组分相应于上述实施例，但不同之处是化学成分在Mo的含量方面不同于本发明。该测试2铸锭是根据本发明的方法在实验室中以受控凝固装置和凝固区间中高于15℃/min的受控冷却速度进行实验所生成的。在测试2中，Mo的含量为2.77％，另见表3。在本发明的工艺中使用包含2.77％的Mo的化学成分生成铸锭使铸锭的共晶碳化物系统成形为封闭共晶碳化物晶团，见图11A～11B，并且共晶碳化物852形成基本隔离的部分850，如同示出测试2的显微组织的图11A～11B中的孤立或分离晶团组织。图11A～B中的白区代表基体，主要是铁，而黑区是次级碳化物。
测试2中合金元素的过量添加导致形成粗碳化物网，连结至碳化物的偏析。另见表3。
表3
表3示出了从1400℃到1200℃冷却铸锭的同时以不同平均凝固速率(*)测试铸锭的实验数据。除Mo外的组分在上述区间内。
步骤18：将所述铸锭34锻造成辊1
在本发明的典型应用中，根据本发明的前一步骤制成的铸锭34然后受到锻造。在本发明的一个实施例中，对铸锭34进行热锻压，方法是使用本身已知的工艺，使它们通过锻锤与锤砧之间，来同时减小截面面积和改变形状，以将铸锭形成为本发明的辊1。在专用炉中加热铸锭，见图12以察看锻造步骤的示意图。
根据本发明的锻造步骤18包括以下步骤，见图12：
预加热56铸锭34达约6h，至800～1200℃或850～1100℃的温度。预加热步骤56涉及从表面加热铸锭34一直到铸锭的芯部。将锻造期间的温度调节在800～1200℃或850～1100℃的区间内，因为温度高于1200℃会导致铸锭组织因辊的过烧而发生缺陷。将铸锭的温度保持在所指出的温度区间的原因是低于800℃的温度会导致铸锭形成裂纹。随着铸锭34冷却，其强度变高，延展性变低，如果继续变形，则可能引起开裂。
在铸锭1的预热(步骤56)后，使用1.35～2.0的锻造比进行锻造(步骤60)。重复锻造步骤60和预热步骤56，该锻造周期通常被称作一炉次(heat)58。按所需次数重复炉次58，以形成本发明的辊，见图12。
在一个实施例中，使用3～6个炉次58，将铸锭锻造成辊坯，而锻出本发明的辊1。辊坯是这样一种辊，其具有辊的形状但辊体还缺乏最终处理以变成能够在轧机中使用的辊。
在另一实施例中，铸锭34被锻造若干炉次58，见图13以察看锻造辊的示意图：
a)首先，在几个或1～2个炉次58中调节铸锭34的截面面积，
b)在一个炉次中制成辊的一个颈部，
c)在下一炉次中锻出辊的另一颈部。
锻造本发明的钢成分更难进行，因为比起锻造示例的标准钢牌号，本发明的合金含量高。
锻造期间，铸锭34在被锻造成本发明的辊1的同时直径32减小30～50％。例如，本发明的辊1的直径2优选为250～800mm，见图1，而本发明的铸锭34的直径32优选为400～1000mm或450～1100mm。
重要的是铸锭34的期望共晶碳化物显微组织在凝固步骤80期间在铸锭34的制造过程中形成。表明的是能够使用热锻压技术来锻造具有本发明的共晶碳化物显微组织的、共晶碳化物含量低于5％体积百分比的铸锭34。使用以其它工艺例如以低于15℃/min的凝固速率形成的铸锭会使这些大辊在感应硬化期间或在轧机中引起爆炸。
步骤20：对所述辊1进行初步热处理
在本发明的制造工艺中，以初步热处理步骤处理辊。在本发明的一个实施例中，辊在本发明的初步热处理20期间在一炉子中被加热至700℃～1100℃，然后保持在该温度达一定时间，直到发生了令人满意的氢扩散。进行初步热处理(正火和球化退火)是为了改善辊的可加工性。
步骤22：对所述辊进行粗加工22
在本发明的制造工艺中，通过粗加工步骤22处理辊。对根据本发明形成的辊1进行粗加工22是指去除锻造辊的外层。在本发明的一个实施例中，外层是在粗加工期间被去除的。辊在粗加工处理前被称作黑坯(black blank)。通过去除辊表面上氧化层，黑坯辊于是转变成白坯。
步骤24：对所述辊1进行感应硬化
在本发明的制造工艺中，通过感应硬化来处理辊。在辊的感应硬化期间，形成辊的硬质表面。见图14以察看感应硬化步骤的示意图。
在本发明的一个实施例中，在感应硬化步骤期间，在通过感应器组件70施加50～1000Hz的电压频率或电流的同时向下缓慢移动辊。在加热步骤后，使用水冷72冷却辊1，见图14。所形成的硬质表面也称作辊的工作层4，是辊1的整个直径2的约1/6(见图1，标号6)。辊筒面在下降穿过包括引向急冷箱中的电线圈的一系列感应器时被快速加热。感应加热的快速热渗透和紧接着使用水的急冷在辊面形成具有均匀硬度的预定层。辊的颈部和芯部在整个过程中保持在低温。感应硬化期间，向辊1的表面施加的频率一般为50～1000Hz，而从该区间的较低部分中选出的频率给予辊1更深的工作层4。影响所形成的工作层的深度的其它因素有感应器70之间(如果使用了多个感应器)的间隙。此外，感应器70与辊1之间的间隙或间距也影响所形成的工作层4的深度。本发明的感应硬化步骤24可以为一次、两次或更多次。
本发明的辊在使用常规硬化技术时发生爆炸，而感应加热是用于硬化本发明的辊的最适当技术。感应硬化24期间对辊1的冷却是通过大流量的冷水来进行的。
在本发明的一个实施例中，感应硬化34是通过两次感应硬化来完成的，而感应硬化24后对辊1的冷却是通过温度为40℃且输送流量为约300m3/h的大流量水来完成的，并且辊是以0.3～1mm/s的速度向下移动。
在一个实施例中，感应硬化步骤24耗时0.5～2h。
步骤26：对所述辊进行回火
在本发明的制造工艺中，对辊1进行回火。回火步骤的目的是减小辊的脆性，并调节硬度水平。回火步骤26是辊形成期间的关键步骤，因为它减小内应力。在回火步骤期间，辊通过扩散而获得最终微观组织、和碳化物的二次析出。在回火加热步骤之间施加空气冷却。优选在450～530℃对辊进行3次回火。回火步骤使辊获得高于780HV或为780～840HV的所需硬度水平。回火工艺期间对温度和时间的精确控制很关键，以获得例如回火马氏体等十分均衡的显微组织，使得根据本发明的工艺制成的辊在回火后包括奥氏体残留比低于5％体积百分比的回火马氏体。
步骤28：对所述辊进行加工
在本发明的制造工艺中，优选在用于轧机前通过加工步骤28对辊进行处理。例如，在轧机，通过研磨等表面处理工艺来对辊进行应用特定的表面处理，以在辊的表面上取得期望的粗糙度和相关的摩擦。对辊的表面处理的示例例如有：激光束表面加工(LBT)、电子束表面加工(EBT)或电火花表面加工(EDT)。
在一个实施例中，通过研磨和电火花表面加工(EDT)表面处理来处理辊。图15A～15B示出了包含低铬成分的辊在电火花表面加工后的表面显微组织。图15C～15D示出了本发明的辊在电火花表面加工后的表面显微组织。在图15D中的白层300下方，存在再奥氏体化的层和更薄的软化区域，因为该牌号具有高回火温度。还需指出的是，在图15D的白层内，共晶碳化物302未受电弧能量的影响。用于比较，这些类别的碳化物在图15A～B所示的辊中不存在。本发明的辊比标准牌号辊(见图15A～15B)具有更好的性质和性能，因为在白层中存在硬质共晶碳化物。
图18示出了图15D的更加示意性的图，示出了本发明的辊面的显微组织，其中在白层304内存在因重熔而新形成的共晶碳化物302。此外，图18中还示出了先前形成的共晶碳化物300。图18中的辊面示出了根据本发明进行电火花表面加工后的表面看起来如何。刻度尺306代表5μm。
本发明的通过上述工艺制成的辊1
本发明的典型辊的直径为215～800mm或250～700mm，包括颈部的整个长度高达6米，其中筒体长度为1～3米。辊的典型重量为400～10000kg。本发明一实施例的辊的显微组织的特征在于包含奥氏体残留比低于5％体积百分比的回火马氏体，其中辊包含小于5％体积百分比共晶碳化物的开放共晶碳化物网；并且辊1呈现出780～840HV的硬度；和-300到-500MPa的内部压缩应力。辊的这些性质是由于本发明的辊生产工艺以及根据本发明化学成分的辊的化学成分。
本发明的辊旨在用于需求能承受高压的辊的带材冷轧机。本发明的辊意图在带材冷轧机中用作工作辊，并适用于轧制工艺中的任何机架(stand)，并适用于2Hi～6Hi轧机，并可在表面上具有在精轧机架中需求的0.3～0.5μm的粗糙度、到在粗轧机架中需求的1.5～2.5μm的粗糙度。
通过参考以下示例将更容易理解本发明。然而，这些示例旨在说明本发明的辊的性质，而不应解释为是用于限制本发明的范围。
在表4中，将不同辊与本发明的辊进行比较。所有辊均包含含量为0.2～0.5％(重量)的Mn。
本发明的两个示例
表4中的本发明的辊1是使用本发明的工艺制成的，使用的凝固速率在凝固区间中在工作层中高于15℃/min，并且使用的感应加热频率为50～250HZ，并在450～530℃进行3次回火。
表4中的本发明的辊2是使用本发明的工艺制成的，使用的凝固速率在凝固区间中在工作层中为18℃/min，并且使用的感应加热频率为50～250HZ，并进行3次回火，第一次在490℃进行、然后在490℃进行、最后一次回火在480℃进行。图19A和19B示出了辊在回火和感应硬化后的显微组织，试样取在距辊2的表面4mm深处。图19A～19B中还示出了辊的共晶碳化物1032和具有开放共晶网的显微组织1034。
表4
Figure BDA0000053628930000261
表4中辊的Mn含量均在0.4～0.5的范围内，表4中辊的Si含量均在0.2～2.0的范围内，而Ni总是低于1％。
辊的应用
辊适用的应用有：
铝工业：
-单机架4Hi不可逆轧机
钢工业：
-4Hi单机架可逆
-4Hi串列4和5机架，用于连续和不连续工艺中的片材
-4Hi串列4和5机架，用于镀锡板
-6Hi串列轧机，用于片材
辊用途
本发明的锻造辊适于用作例如冷轧机中的工作辊或中间辊、或例如：
-用于镀锡板、片材、硅钢、铝或铜的可逆和不可逆机架、粗轧和精轧机架的冷轧减薄轧机。
-冷轧回火和/或表皮光轧轧机；
-构造为具有加工过或未加工过表面的二辊(High)、四辊和六辊机架的轧机。
-AHSS(Advanced High Strength Steel，先进高强度钢)钢号的冷轧。
辊面
表面结构
现有辊的一个问题是表面结构在辊的使用期间发生磨损。表面结构是重要的，因为它确保摩擦系数，以避免带材的打滑和/或脱轨。此外，它确定带材的表面结构，其给予对轧制带材的深拉延和涂漆至关重要的表面性质。本发明的辊因辊的白层而呈现出增加的保持它们的表面结构的能力，其中白层包含作为M7C3的硬质共晶碳化物。在工作层中，本发明的辊在最终热处理后的显微组织由奥氏体残留比低于5％体积百分比的回火马氏体和细小地且均匀地分布在基体中的作为MC和M2C(M＝金属，C＝碳)的碳化物构成。这种显微组织已表现出对保持辊的表面结构很重要。
粗糙度转移
辊面的粗糙度转移(roughness transfer)在辊的使用期间发生改变。本发明的辊呈现出增加的在轧制期间保持粗糙度转移恒定的能力，这对辊的寿命很重要。这是由于特别要求的成分以及制造辊时使用的生产方法。
轧机中自由程序轧制
使用辊期间的一个问题是积聚在辊面上的污物在带材上留下轨迹线。在工作层中，本发明的辊具有强的表面，因为本发明的辊的显微组织包含奥氏体残留比低于5％体积百分比的回火马氏体和细小地且均匀地分布在基体中的作为MC和M2C的碳化物，其中M表示金属而C表示碳。该特殊的显微组织增加自由程序轧制的可能性。
掉皮
现有辊的另一个问题是裂纹在辊内的传播被辊的残余内应力的区域和轧制操作所引起的累积应力支配。使用中的辊受到一组复杂的应力。本发明的辊显示出低水平的残余内应力，因此更好地抵抗掉皮(spalling)，这使得轧机事故率变低。
本发明的辊的机械强度比合金成分与本发明的辊相同但生产方法不同的辊的好。本发明的辊的机械强度是由于在辊的工作层中形成的开放共晶网。该开放共晶网是在辊制造工艺中的冷却步骤中形成的。制造铸锭时冷却步骤中的高于15℃/min的凝固速率对存在于本发明的辊中的开放网络的形成至关重要。
此外，在辊的生产期间在例如450～530℃的硬化后的高温进行的各回火处理的累积引起辊的内应力的重要松弛。内应力通过对外层的差温加热而得到最小化。本发明的辊的淬硬深度可被控制在从辊面向内测量在直径上的20～120mm之间。本发明的辊的内部压缩应力优选在绝对值上为-300到-500MPa之间或例如低于-400MPa。
辊的显微组织
图17A示出了本发明一示例辊显微组织的示意图。在图17A中可看到枝晶臂210，由共晶碳化物构成，通过形成开放碳化物网而形成共晶团组织204。在图17A中可看到的形成共晶团204的由枝晶臂210构成的开放共晶网因本发明的特有化学成分而在工艺中形成。刻度尺208代表100μm。
在本发明的一个实施例中，本发明的辊的显微组织包括只覆盖晶团组织的一个晶粒或两个晶粒的开放共晶网。
相比之下，图17B示出了封闭共晶网，其中共晶碳化物200形成共晶团212明显分离的封闭共晶网。这种网在本发明的辊中是不想要的，因为如果辊包含了这种显微组织，则会变脆。刻度尺214代表100μm。
以上通过处于所附权利要求的范围内的不同实施例说明了本发明。

Claims (42)

1.一种锻造的辊(1)，包括一种钢成分，该钢成分就重量百分比而言包括：
0.8至小于(＜)1％的C，
0.2～0.5％的Mn，
0.2～2.0％的Si，
7.0～13.0％的Cr，
0.6～1.6％的Mo，
大于(＞)1.0～3.0％的V，
钢的剩余部分主要是Fe和可能微量的和/或可能不可避免的杂质；
其中所述辊(1)的显微组织包括：
-奥氏体残留比小于(＜)5％体积百分比的回火马氏体；和
-共晶碳化物小于(＜)5％(体积)的开放共晶碳化物网；
并且其中所述辊(1)呈现出：
-780～840HV的硬度；和
--300到-500MPa的内部压缩应力。
2.如上述权利要求所述的辊，其中，所述开放共晶碳化物网界定出晶团状模样的共晶团。
3.如上述权利要求中任一项所述的辊，其中，所述开放共晶碳化物网包括枝晶臂。
4.如上述权利要求中任一项所述的辊，其中，所述显微组织至少存在于所述辊的工作层中。
5.如上述权利要求中任一项所述的辊，其钢成分就重量百分比而言组成如下：
0.8至小于(＜)1％的C，
0.2～0.5％的Mn，
0.2～2.0％的Si，
7.0～13.0％的Cr，
0.6～1.6％的Mo，
大于(＞)1.0～3.0％的V，
小于(＜)0.015％的P，和
小于(＜)0.015％的S，和
小于(＜)1％的Ni
小于(＜)30ppm的O2，和
小于(＜)100ppm的N2，和
小于(＜)3ppm的H2
小于(＜)2％的W，和
小于(＜)1％的Nb，和
小于(＜)1％的Ti，和
小于(＜)0.5％的Ta，和
小于(＜)0.5％的Zr，
钢的剩余部分主要是Fe和可能微量的和/或可能不可避免的杂质。
6.如上述权利要求中任一项所述的辊，其中，所述钢成分中的C含量就重量百分比而言占整个辊重的0.8～0.99％。
7.如上述权利要求中任一项所述的辊，其中，所述钢成分中的C含量就重量百分比而言占整个辊重的0.85～0.9％。
8.如上述权利要求中任一项所述的辊，其中，所述钢成分中的Mn含量就重量百分比而言占整个辊重的0.4～0.5％。
9.如上述权利要求中任一项所述的辊，其中，所述钢成分中的Si含量就重量百分比而言占整个辊重的0.2～1.5％。
10.如上述权利要求中任一项所述的辊，其中，所述钢成分中的Si含量就重量百分比而言占整个辊重的0.85～1.15％。
11.如上述权利要求中任一项所述的辊，其中，所述钢成分中的Cr含量就重量百分比而言占整个辊重的7.0～11％。
12.如上述权利要求中任一项所述的辊，其中，所述钢成分中的Cr含量就重量百分比而言占整个辊重的7.3～小于(＜)8.0％。
13.如上述权利要求中任一项所述的辊，其中，所述钢成分中的Mo含量就重量百分比而言占整个辊重的1.45～1.55％。
14.如上述权利要求中任一项所述的辊，其中，所述钢成分中的Ni含量就重量百分比而言占整个辊重的小于(＜)0.3。
15.如上述权利要求中任一项所述的辊，其中，所述钢成分中的V含量就重量百分比而言占整个辊重的1.3～2.1％。
16.如上述权利要求中任一项所述的辊，其中，所述钢成分中的V含量就重量百分比而言占整个辊重的1.3～1.6％。
17.如上述权利要求中任一项所述的辊，其中，所述钢成分就重量百分比而言组分如下：
0.8～0.99％的C，和
0.4～0.5％的Mn，和
0.2～1.5％的Si，和
7.0～11％的Cr，和
0.6～1.6％的Mo，和
小于(＜)1.0的Ni，和
1.0～2.1％的V，和
小于(＜)0.015％的P，和
小于(＜)0.015％的S，和
小于(＜)30ppm的O2，和
小于(＜)100ppm的N2，和
小于(＜)3ppm的H2，和
辊的剩余部分主要是Fe和可能微量的和/或可能不可避免的杂质。
18.如上述权利要求中任一项所述的辊，其中，所述钢成分就重量百分比而言组分如下：
0.85～0.9％的C，和
0.4～0.5％的Mn，和
0.85～1.15％的Si，和
7.3～小于(＜)8.0％的Cr，和
1.45～1.55％的Mo，和
小于(＜)0.3的Ni，和
1.3～1.6％的V，和
小于(＜)0.015％的P，和
小于(＜)0.015％的S，和
小于(＜)30ppm的O2，和
小于(＜)100ppm的N2，和
小于(＜)3ppm的H2，和
辊的剩余部分主要是Fe和可能微量的和/或可能不可避免的杂质。
19.如上述权利要求中任一项所述的辊，进一步构造成用作冷轧中的工作辊。
20.如上述权利要求中任一项所述的辊，进一步具有大于400kg的重量。
21.如上述权利要求中任一项所述的辊，进一步具有215～800mm范围内的直径。
22.一种用于制造非锻造辊的工艺，包括以下步骤：
a.提供一种钢成分，其就重量百分比而言包括：
0.8至小于(＜)1％的C，
0.2～0.5％的Mn，
0.2～2.0％的Si，
7.0～13.0％的Cr，
0.6～1.6％的Mo，
大于(＞)1.0～3.0％的V，
钢的剩余部分主要是Fe和可能微量的和/或可能不可避免的杂质；
b.制造铸锭，在凝固区间中在铸锭的工作层中维持高于15℃/min的凝固速率；
c.将该铸锭锻造成辊；
d.通过感应加热使辊硬化；
e.以450～530℃的温度对所述辊进行回火以达到780～840HV的硬度；
从而获得所述辊(1)的显微组织，其包括：
-奥氏体残留比小于(＜)5％体积百分比的回火马氏体；和
-共晶碳化物小于(＜)5％体积百分比的开放共晶碳化物网；
并且其中所述辊(1)呈现出：
-780～840HV的硬度；和
--300到-500MPa的内部压缩应力。
23.如权利要求22所述的工艺，其中，将工作层以及芯部的凝固速率维持在15℃/min～55℃/min、或17℃/min～50℃/min、或35℃/min～55℃/min、或45℃/min～55℃/min，来制造铸锭。
24.如权利要求22-23中任一项所述的工艺，其中，在凝固区间在铸锭的工作层中维持高于35℃/min的凝固速率，来制造铸锭。
25.如权利要求22-24中任一项所述的工艺，其中，对于所述铸锭，所述凝固区间为1400～1200℃。
26.如权利要求22-25中任一项所述的工艺，其中，通过根据凝固速率的预定函数控制安培电流源，在电渣精炼炉技术工艺中维持预选出的凝固速率，从而制造铸锭。
27.如权利要求22-26中任一项所述的工艺，其中，将铸锭锻造成辊的步骤包括以下步骤：
a.将铸锭加热至800～1200℃或850～1100℃，优选持续约6小时；
b.在高于800℃或高于850℃的温度锻造所述铸锭；
c.重复步骤a～b，直到所述铸锭形成为具有期望形状和尺寸的辊。
28.如权利要求22-27中任一项所述的工艺，在锻造步骤后还包括初步热处理的步骤，优选至700～1100℃或800～900℃的温度，可包括氢扩散处理。
29.如权利要求22-29中任一项所述的工艺，其中，对辊进行回火的步骤包括以下步骤：
a.加热所述辊至约450～530℃，优选3次，
b.在各加热步骤之间对所述辊进行空气冷却。
30.如权利要求22-29中任一项所述的工艺，还包括对所述辊进行机械加工，以加工包含共晶碳化物的白层。
31.如权利要求30中任一项所述的工艺，其中，所述白层中的共晶碳化物是从M7C3中选出的。
32.如权利要求22-31中任一项所述的工艺，还包括权利要求1-21中任一项的特征。
33.一种锻造的辊(1)，由包括以下步骤的工艺生成：
a.提供一种钢成分，其就重量百分比而言包括：
0.8至小于(＜)1％的C，
0.2～0.5％的Mn，
0.2～2.0％的Si，
7.0～13.0％的Cr，
0.6～1.6％的Mo，
大于(＞)1.0～3.0％的V，
钢的剩余部分主要是Fe和可能微量的和/或可能不可避免的杂质；
b.制造铸锭，在凝固区间中在铸锭的工作层中维持高于15℃/min的凝固速率；
c.将该铸锭锻造成辊；
d.通过感应加热使辊硬化；
e.对辊进行回火；
从而获得所述辊(1)的显微组织，其包括：
-奥氏体残留比小于(＜)5％体积百分比的回火马氏体；和
-共晶碳化物小于(＜)5％体积百分比的开放共晶碳化物网；
并且其中所述辊(1)呈现出：
-780～840HV的硬度；和
--300到-500MPa的内部压缩应力。
34.如权利要求33所述的辊，还包括权利要求1-32中任一项的特征。
35.一种如上述权利要求1-34中任一项所述的辊的生产过程中的中间产品铸锭，包括一种钢成分，该钢成分就重量百分比而言包括：
0.8至小于(＜)1％的C，
0.2～0.5％的Mn，
0.2～2.0％的Si，
7.0～13.0％的Cr，
0.6～1.6％的Mo，
大于(＞)1.0～3.0％的V，
钢的剩余部分主要是Fe和可能微量的和/或可能不可避免的杂质；
并且其中从所述铸锭做出的最终辊的显微组织包括：
-奥氏体残留比小于(＜)5％体积百分比的回火马氏体；和
-共晶碳化物小于(＜)5％体积百分比的开放共晶碳化物网。
36.如上一权利要求所述的中间产品铸锭，还包括权利要求1-34中任一项的特征。
37.如权利要求1-21或33-34中任一项所述的辊的用途，用于需求高轧制载荷的材料的冷轧。
38.如权利要求1-21或33-34中任一项所述的辊的用途，用于例如AHSS钢号等高强度材料的冷轧。
39.如权利要求1-21或33-34中任一项所述的辊的用途，用于：
-用于镀锡板、片材、硅钢、不锈钢、铝和铜的可逆和不可逆机架、粗轧和精轧机架的冷轧减薄轧机；或
-冷轧回火和/或表皮光轧轧机；或
-构造为具有加工过或未加工过表面的二辊、四辊和六辊机架的轧机。
40.如权利要求1-21或33-34中任一项所述的辊的用途，用作工作辊。
41.如上述权利要求中任一项所述的：辊、工艺所生产的辊、辊的生产工艺、和/或辊的用途，其中所述辊无涂层。
42.如上述权利要求中任一项所述的：辊、工艺所生产的辊、辊的生产工艺、和/或辊的用途，其中所述辊涂覆有可选的涂层，例如铬涂层。
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